简介概要

机械合金化制备Sn-1.0Ag-0.5Cu高硼中间合金的组织演变

来源期刊：稀有金属2019年第4期

论文作者：王若达胡强张少明张富文卢彩涛

文章页码：359 - 366

关键词：机械合金化;Sn-1.0Ag-0.5Cu;高硼中间合金;过饱和固溶;晶粒细化;

摘要：制订了合适的机械合金化方案,利用行星式高能球磨机,制备了一种Sn-1.0Ag-0.5Cu高硼新型中间合金,并以此作为配比微量硼掺杂的Sn-1.0Ag-0.5Cu低银无铅钎料合金的原料。发现随球磨时间的增加,样品颗粒尺寸先增大后减小,与机械合金化"破碎—冷焊—破碎"循环过程相符。结合物相分析与计算,锡的晶格畸变程度不断增加,球磨72 h后达到最大值0.1375%,表明硼在合金基体中的过饱和固溶度逐渐增大。同时晶粒显著细化至纳米晶,并在48 h达到临界值（57.9 nm）。结合电子显微观察与能谱（EDS）分析,合金基体中硼含量呈不断上升的趋势,且分布形态逐渐变得细小而弥散。可见在机械合金化过程中,样品的合金化程度随球磨时间的增加而变高。此外,合金粉体的显微硬度与其球磨过程中晶粒的大小呈负相关关系。以此中间合金制备的钎料合金组织得到了显著细化。

网络首发时间: 2018-09-07 06:11

稀有金属 2019,43(04),359-366 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18070041

机械合金化制备Sn-1.0Ag-0.5Cu高硼中间合金的组织演变

王若达胡强张少明张富文卢彩涛

北京有色金属研究总院

北京康普锡威科技有限公司

摘要：

制订了合适的机械合金化方案, 利用行星式高能球磨机, 制备了一种Sn-1.0Ag-0.5Cu高硼新型中间合金, 并以此作为配比微量硼掺杂的Sn-1.0Ag-0.5Cu低银无铅钎料合金的原料。发现随球磨时间的增加, 样品颗粒尺寸先增大后减小, 与机械合金化“破碎—冷焊—破碎”循环过程相符。结合物相分析与计算, 锡的晶格畸变程度不断增加, 球磨72 h后达到最大值0.1375%, 表明硼在合金基体中的过饱和固溶度逐渐增大。同时晶粒显著细化至纳米晶, 并在48 h达到临界值 (57.9 nm) 。结合电子显微观察与能谱 (EDS) 分析, 合金基体中硼含量呈不断上升的趋势, 且分布形态逐渐变得细小而弥散。可见在机械合金化过程中, 样品的合金化程度随球磨时间的增加而变高。此外, 合金粉体的显微硬度与其球磨过程中晶粒的大小呈负相关关系。以此中间合金制备的钎料合金组织得到了显著细化。

关键词：

机械合金化;Sn-1.0Ag-0.5Cu;高硼中间合金;过饱和固溶;晶粒细化;

中图分类号： TG146.14

作者简介：王若达 (1991-) , 男, 河北张家口人, 博士研究生, 研究方向:电子封装材料及制备技术, E-mail:rdwang@189.cn;*胡强, 教授;电话:010-61669906;E-mail:hqgrinm@163.com;

收稿日期：2017-12-25

基金：国家重点研发计划项目 (2017YFB0305700);中山市协同创新专项项目 (170718211701535) 资助;

Microstructure Evolution of High Boron Doped Sn-1.0Ag-0.5Cu Master Alloys Prepared by Mechanical Alloying

Wang Ruoda Hu Qiang Zhang Shaoming Zhang Fuwen Lu Caitao

General Research Institute for Nonferrous Metals

Beijing COMPO Advanced Technology Co., Ltd.

Abstract：

For proportioning the trace-boron doped Sn-1.0 Ag-0.5 Cu low-silver lead-free solder, a novel high-boron doped Sn-1.0 Ag-0.5 Cu master alloys were prepared by mechanical alloying using the planetary high energy ball mill with the suitable scheme. The results showed with the increase of milling time, the particle size increased first and then decreased, which was consistent with the cycle process of mechanical alloying (crushing—welding—crushing) . Combined with the phase analysis and calculation, the lattice distortion of tin increased continuously, peaking at 72 h (0.1375%) , indicating the supersaturated solid solubility increased. Meanwhile, the grain refined to nanocrystalline and reached critical value at 48 h (57.9 nm) . Through electron microscopy and energy dispersive spectroscope (EDS) analysis, the samples′ alloying degree became higher as the milling time increased. Furthermore, the solidus of alloying powder gradually decreased, and microhardness values were negatively correlated with the grain size. The microstructure of the solder alloys prepared by this master alloys was remarkably refined.

Keyword：

mechanical alloying; Sn-1.0Ag-0.5Cu; high boron master alloy; supersaturated solution; grain refinement;

Received： 2017-12-25

随着电子封装与组装钎料无铅化的推行, 低银钎料合金Sn-1.0Ag-0.5Cu (简称SAC105) 的研究引起了广泛关注 ^[1] 。低银钎料合金SAC105属非共晶合金, 在其应用中需要更高的焊接温度, 且在焊接过程中, 易生成过量的脆性金属间化合物 (intermetallic compound, IMC) , 造成焊点失效, 硼 (B) 元素的引入, 一定程度上可细化晶粒组织, 且易在界面处偏聚减缓IMC的生长 ^[2] , 进而改善低银合金性能。

Choi等 ^[3] 研究了含0.05%～0.10% B的新型无铅Sn-1.0Ag-0.5Cu钎料合金在等温时效和回流条件下的力学性能。发现掺B焊料接头的抗拉强度均比SAC105钎料接头高, 特别是在150 ℃时效200 h的条件下, 0.05% B掺杂的焊料接头的高速抗拉强度约为Sn-1.0Ag-0.5Cu焊接接头的2.5倍, 这主要归因于在时效过程中, B掺杂焊料接头的金属间化合物 (IMC) 层的晶粒生长速率降低。 Ye等 ^[4] 通过比较Sn-3.5Ag-0.5Cu和Sn-3.5Ag-0.5Cu-0.5B钎料合金的组织差异, 发现在Sn-3.5Ag-0.5Cu合金中, Ag₃Sn相呈现细长的薄片状, 而在Sn-3.5Ag-0.5Cu-0.5B钎料合金中Ag₃Sn相趋于球形, 且分布均匀, B粒子的引入在凝固过程中提供成核点, 从而细化了显微组织。通过先前的实验 ^[5] 也证明了B对SAC105钎料合金的组织与性能及可靠性的改善作用。

然而硼作为一种难溶合金元素, 且由相图可知, Sn-B属于互不溶体系, 引入困难, 通过机械合金化 (mechanical alloying) 方式向SAC105基体中引入B是一种理想方案。目前通过机械合金化已发现多个二元互不溶体形成了固溶体 ^[6] 。通过机械球磨能使粉末颗粒发生强烈的塑性变形, 引起晶格畸变, 溶质原子在位错处的扩散可改良位错应变场, 使应变场能下降, 降低整体体系自由能, 这种晶格畸变以及大量的位错通道可为溶质的扩散提供便利 ^[7] , 从而为过饱和固溶体的形成创造条件。同时, 高能球磨可使晶粒细化, 并且能够提供大量晶界作为有效的钉扎中心 ^[8] 。结合工程领域的应用实际, 直接球磨出微量含硼焊粉生产效率较低, 制备高硼含量的中间合金后再进行稀释配比是一种良好方案。故本研究中, 将制备Sn-1.0Ag-0.5Cu高硼 (B含量约为10%) 中间合金作为研究重点。利用行星式高能球磨机对粉末样品进行加工, 以期达到机械合金化的目的, 为下一步制备钎料合金提供理想原料。

1 实验

1.1 中间合金粉末制备

粉末采用Sn-1.0Ag-0.5Cu粉末 (粒度25～45 μm) 及高纯硼粉。将粉末按照Sn-1.0Ag-0.5Cu+10B% (质量分数) 进行配比混粉之后倒入400 ml不锈钢球磨罐中, 装入直径为3～8 mm的玛瑙球作为球磨球, 倒入酒精作为湿法球磨介质, 加入2%的松香作为助磨剂。将球磨罐装载到球磨机上, 本实验中, 机械合金化采用qm-1sp12型行星式球磨机, 其转速比, r_自转∶r_公转=1.9∶1.0, 自转转速为200 r·min^-1, 球料比m_球∶m_粉末=5∶1, 装填比设置为50%。按照上述参数分别球磨0, 24, 48和72 h。将湿法球磨过后的粉体浆料置于DZF-6020型真空干燥箱中进行干燥24 h, 制备合金粉末样品。

1.2 含微量硼的Sn-1.0Ag-0.5Cu钎料合金制备

采用纯Sn-1.0Ag-0.5Cu合金粉、及制备的 (Sn-1.0Ag-0.5Cu+10%B) 中间合金为原料, 制备SAC105和含0.02% B (质量分数) 的SAC105-0.02B钎料合金, 其相关成分配比如表1所示。在实际配比过程中, 添加量应考虑20%的烧损。制备过程是在以松香为覆盖剂的陶瓷坩埚中进行的, 将粉体原料加热至300 ℃时保温约5 min, 加以机械搅拌以达到均匀分散, 而后在室温下快速浇铸于不锈钢模具中获得钎料合金铸锭。

1.3 样品的测试与表征

采用Beckman Coulter LS 13 320颗粒粒度分析仪分析粉末粒度分布。采用KYEY-EM3200扫描电子显微镜 (SED) 观察粉末的微观形貌。通过日本理学 (RIGAKU) Smart-lab XRD X射线衍射仪 (XRD) 进行物相分析。采用ZEISS-Axiover 200MAT金相显微镜 (OM) 观察块状样品中的金相组织。采用日本电子JSM-6510扫描电子显微镜对粉末微观形貌进行观察, 并结合能谱仪 (EDS) 进行选区元素能谱分析。通过TUKon2500维氏显微硬度计测试粉末样品的显微硬度。

2 结果与讨论

2.1 粉体粒度分析

粉末的粒度分布与粉末的制备工艺与方法相关。如图1所示, 从粒度累积分布图可以看出, 经过球磨的粉末粒度较未经球磨的粉末显著增大, 且累积粒度差异不大。从粒度区间分布图可以看出, 未经球磨的粉末粒径尺寸分布范围较窄, 且粒径小; 经过球磨的粉末粒度分布范围较宽, 多存在3个主峰, 对应于不均匀的粒度分布尺度, 随着球磨时间的延长, 大尺寸区间粒度表现出先增大后减小的趋势。从粉末的平均径、中位径D50和D90分布图中可以看出, 经过球磨后粉末粒度呈现先增大后减小的趋势, 球磨48 h时粉末的粒径最大。在机械合金化球磨过程中, 金属及类金属 (Si, B, C) 和金属与金属间化合物属于延性/脆性体系, 故该体系适用于SAC105合金和B的机械合金化过程。图1中反映的粉末粒度变化, 与机械球磨合金粉末在高能球磨过程中进行反复变形、冷焊和断裂, 从而实现合金化复杂物理和化学过程相符 ^[9] 。

图1 不同球磨时间下粉末粒径分布图

Fig.1 Particle size distribution of alloy powder milled for different time

(a) Cumulative distribution; (b) Interval distribution; (c) Average size, D50 and D90

2.2 粉体物相分析

球磨过程中晶格参数的变化可证明固溶的发生, 而通过计算溶剂相X射线衍射峰的偏移可获得晶格参数的变化。图2为不同球磨时间下样品的XRD图。图2中所见的物相包括Sn, B, Ag和SiO₂。从中可看出经过24, 48, 72 h球磨后都没有新的含B相生成, 查阅Sn-B二元相图可知, B在Sn基体中固溶度近乎为0, 从而只考虑B固溶于Sn中形成过饱和固溶体。同时, 随球磨时间的增加, B的衍射峰加逐渐宽化, 而这种宽化是由晶格畸变引起的, 晶块尺度范围内的内应力产生的晶格畸变, 从而引起不同晶粒的晶面间距的变化, 并最终表现为衍射角的相应变化 ^[10] 。结合B峰的矮化, 说明B原子随球磨时间的延长而不断过饱和固溶于SAC105基体之中。

图2 不同球磨时间下粉体样品的XRD衍射图谱

Fig.2 XRD patterns of alloy powder with various milling time

对体系内物相参数进行分析, 如表1所示: 球磨前后合金粉体中Sn基体的晶格参数未发生明显变化, 均为四方晶系 (tetragonal) 。对于B而言, 球磨前其晶型为菱形晶系 (rhombohedral) , 球磨24 h后仍以此晶型为主; 然而球磨48 h后, 其晶型转变为六方晶系 (hexagonal) , 球磨72 h后仍以六方晶型为主。可见在高能球磨的过程中, B的晶型发生了转变。

粉末在不断球磨过程中, 由于B (溶质) 和Sn合金基体 (溶剂) 的原子大小不同 (B的原子半径为90 pm, Sn为140 pm) , 会在B附近产生晶格畸变, 这种畸变大小可由晶格常数表示, 晶格畸变对合金化程度有着重要的参考意义 ^[11] 。以本研究中测得的纯SAC105的XRD谱线作为参照, 通过计算不同样品的晶格常数 (以固溶体溶剂组元Sn计) , 并对各个方向上的晶粒大小进行计算, 得到体系中晶粒平均尺寸, 二者关系如图3所示。

表1 合金粉体球磨前后的物相参数分析

Table 1 Phrase analysis JCPDS card Nos of powder alloys in this study

Milling time	Phase analysis			JCPDS card Nos
Milling time	Phase	Crystal structure	Lattice constant/nm	JCPDS card Nos
0 h & 24 h	Sn	Tetragonal	0.5831×0.5831×0.3182	#04-0673
	B	Rhombohedral	0.5057×0.5057×0.5057	#85-0702
48 h & 72 h	Sn	Tetragonal	0.5831×0.5831×0.3182	#04-0673
	B	Hexagonal	0.9755×0.9755×1.0016	#23-0063

图3 不同球磨时间下合金粉体的晶粒尺寸及晶格常数 (以溶剂Sn计)

Fig.3 Mean values of grain size and lattice distortion (based on solvent Sn) for alloy powder with different milling time

如图3所示, 在未经球磨时, 粉末的晶粒尺寸为1882.59 nm。经过球磨, 晶粒尺寸下降, 球磨48 h后达到最小值57.90 nm, 属于纳米晶; 球磨72 h后, 晶粒尺寸小幅反弹至535.14 nm。球磨过程中的晶粒变化可视为细晶强化和动态再结晶综合作用的结果 ^[11] 。晶粒细化是由位错胞演化机制和穿晶断裂共同作用引起的 ^[12] , 而晶粒再次长大是由于动态再结晶的作用大于细晶效果。同时随球磨时间的不断增加, 晶格常数不断减小, 合金粉体的平均晶格畸变程度不断加大, 球磨72 h后, 晶格常数变化率达到0.1375%。这是由于球磨中合金粉体变形产生了较大的晶格畸变, 降低了扩散激活能, 纳米晶材料晶界处原子密度较小, 且晶界含量高, 这对于合金元素固溶有利 ^[6] 。球磨体系中的晶格畸变增大, 可视为合金化程度的升高 ^[11] 。同时, 由于B的原子半径小于Sn, 结合晶格常数分析, 晶格常数不断减小, 考虑本研究中B在Sn合金基体中的固溶形式以置换固溶为主。在机械合金化进程中, 合金粉末晶粒尺寸急剧减小形成纳米晶, 而过饱和固溶体的形成与纳米晶的形成有关, 这可使晶界上高体积分数原子扩散速率提高, 进而提升体系的固溶度 ^[13] 。对应体系内B的晶型转变, 当晶粒尺寸减小至某一临界值后, 亚稳相体系能量比稳定相更低, 即发生“晶粒尺寸效应”相变, 得到亚稳相。在此基础上继续球磨亚稳相粉末, 晶格继续应变, 产生晶型的转变, 并发生晶粒生长 ^[14] 。

结合晶粒和晶格畸变程度的变化, 选择不再延长球磨时间, 主要原因是: 从获得细晶组织的角度来看, 球磨48 h后晶粒明显细化, 达到了制备纳米晶的效果。从晶格畸变方面, 虽然晶格畸变程度将不断提高, 但继续球磨会造成研磨介质玛瑙球的损耗而产生过量的SiO₂杂质, 造成对合金粉体的污染。从实际应用的角度看, 球磨时间会导致工序能耗增加, 成本增加, 产效降低, 不利于产业化。

2.3 粉体的微观形貌与组织演变

2.3.1 粉体的微观形貌

为进一步阐述粉末在球磨过程中的演化, 需结合其微观形貌分析, 图4为不同球磨时间下合金粉体颗粒的微观形貌扫面电子显微镜 (SEM) 二次电子像 (上图200倍, 下图500倍) 。从粉末颗粒的微观形貌可以明显看出球磨之后的粉末原有球形形貌被破坏, 而呈现出片状、块状形貌。图4 (a) 是经过混粉的SAC105合金球形粉末和高纯B粉粉末颗粒, SAC105粉末呈现规则球形, B颗粒以片状形态散落分布, 可以看出两种粉末形貌区分度大、差异明显, 以两种粉末颗粒混合态存在; 图4 (b) 是SAC105和B粉经过24 h机械合金化球磨过后的粉末形貌, 可以看出球磨初期粉末颗粒尺度明显增大, 这是由于球磨初期粉末形变小, 存在较好塑性, 焊合过程起主导作用 ^[15] , 同时表面有裂纹萌生, 一部分发生破碎, 存在于背底, 且可见原料中未溶的细小颗粒。而通过观察较大的片状块上镶嵌有细小的颜色较深、衬度差异大的片状颗粒, 且随元素原子序数减小, 颜色逐渐加深。则推测镶嵌颗粒为B和玛瑙球球磨中损耗的SiO₂。继续球磨过程 (48 h) , 粉末产生了严重的塑性变形, 表面已无明显第二相, 说明B溶于基体中, 同时存在复杂的焊合与断裂过程: 焊合表现为片状尺寸进一步加大, 断裂表现为粉体表面形貌呈不规则絮状, 这是因为球磨介质冲击挤压切割过程使粉体不断产生撕裂的新鲜表面, 同时存在粉末的粘结、团聚 ^[16,17] 。球磨72 h后, 片状粉体尺度减小, 絮状团聚颗粒尺寸减小, 低倍视野可见散落的粉末颗粒趋于等轴。这是由于在球磨过程中的粉末严重塑性变形而发生焊合与断裂, 这两种作用共存与竞争: 一方面使粉体发生焊合, 颗粒尺度增加, 另一方面引起加工硬化, 硬度和脆性显著增加, 并在机械作用下发生断裂, 因此粉末粒度减小, 此时引起层片状颗粒向等轴状颗粒转变 ^[11] 。

图4 不同球磨时间下的粉末微观形貌SEM二次电子像

Fig.4 SEM images of alloy powder microstructure with different ball-milling time

(a) Blended powder; (b) BM 24 h; (c) BM 48 h; (d) BM 72 h

2.3.2 粉体样品的金相组织

对合金粉体样品截面进行微观金相组织观察, 如图5所示, 从图5中可以看出, 球磨24 h后B颗粒多为颗粒状、片状分布, 合金基体尺寸小, 且视野下SAC105合金基体中的B元素分布含量少; 球磨48 h后, 合金基体尺寸变大, 且基体中的B含量明显增多, 并部分发生团聚; 球磨72 h后, 合金基体尺寸变小, 第二相颗粒尺寸明显下降, 且基体中的B在基体中的分布形态细小而弥散。整个过程与机械合金化“破碎—冷焊—破碎”循环过程相符。

结合合金粉体表面形貌分析, 球磨初期, 在粉体表面与内部均可见明显第二相组织; 球磨48与72 h后, 在粉体表面已无明显第二相, 而粉体截面可见。这表明随球磨时间延长, B被逐渐被包覆于SAC105粉体内部, 并在其中发生合金化演变。

2.3.3 粉体样品微观演变的定性与半定量分析

对球磨后的合金基体进行SEM及EDS分析和对球磨后的合金粉体进行表征, 如图6所示, 从图6中可以看出合金基体上镶嵌有不同衬度的颗粒状组织, 对颗粒进行半定量分析, B和Si的分布形态如图6中所示 (标定典型区域) , 图6 (a) 中未见明显富Si相, 富B相为颗粒状分布, 图B中富Si相为片状颗粒, 富B相变得更加细小, 可见B在不同的球磨时间下存在着形貌的演变, 且随球磨时间的增加, 除与合金基体发生过饱和固溶外, B的分布变得细小而弥散。在机械合金化过程中, 在外力作用下, 溶质相颗粒不断破碎、细化, 这可以引起其与溶剂相的相界面的增加, 而合金粉末中总界面能增加可促进第二相的溶解扩散, 从而提高了难溶组元固溶度 ^[13] 。此外, 通过对观测区域进行面扫描及EDS能谱分析, 其数值如图中表所示, B的半定量数据如图7所示, 随球磨时间增加, 基体中的B元素含量逐渐增大, 这表明B逐渐固溶或弥散分布于合金基体中。

图5 不同球磨时间下合金粉体的金相组织

Fig.5 Metallographic microstructures of alloy powder with different ball-milling time

(a) SAC105+10B BM 24 h; (b) BM 48 h; (c) BM 72 h

图6 不同球磨时间合金基体的SEM微观组织形貌及其面扫描EDS能谱图

Fig.6 Microstructures and elements content of alloy powder with different ball-milling time

(a) BM 24 h; (b) BM 48 h; (c) BM 72 h

图7 不同球磨时间下合金粉体中B元素含量数值变化

Fig.7 Boron content variation in alloy powder with different ball-milling time

对球磨72 h后的合金粉体样品进行SEM面扫描, 得到图8所示的元素分布谱图。从图8中可以看出, 球磨72 h后, B元素在Sn基合金焊粉表面分布均匀, 且B元素的分布细小而弥散, 佐证了上述结论。此外杂质Si元素 (由球磨介质SiO₂引入) 仅呈大片状独立存在, 对微观组织演变影响不大。

图8 球磨72 h合金粉体B, Si元素分布的EDS谱图

Fig.8 Distribution of B (a) and Si (b) elements in alloy powder (milled for 72 h)

2.4 粉体显微硬度硬度测试

为表征粉末的力学性能及其与微观组织的关系, 对合金粉体样品的显微硬度进行了测试。如图9所示, 球磨后的SAC105含B合金粉体的硬度普遍比纯SAC105高, 同时在球磨过程中, 显微硬度先增大后减小, 这与合金粉体晶粒大小相关, 而细晶组织通常会具有较高的硬度。在球磨中矫顽力的作用下, 会产生大量位错和其他缺陷, 位错密度会逐渐增大 ^[18] 。由于加工硬化, 显微硬度增加, 较高的位错密度在晶粒中发生, 可以促进动态再结晶。随着球磨时间的增加, 再结晶后的晶粒不断细化, 新的分散点得以产生, 此时位错密度的增加速率高于动态再结晶, 从而导致位错密度和显微硬度的增加。继续延长球磨时间, 系统温度升高, 再结晶过程中更容易发生, 故晶粒长大, 位错密度及显微硬度降低。

图9 不同球磨时间下合金粉体的显微硬度变化

Fig.9 Variation of microhardness for alloy powder with different ball-milling time

2.5 钎料合金的微观组织

选用本研究中合金化程度最好, 球磨72 h中间合金粉体 (SAC105+10% B) 作为原料, 制备含微量B (质量分数: 0.02%) 的钎料合金。如图10所示为钎料基体的金相组织图。可见相比于SAC105钎料, 含微量B的SAC105钎料合金组织发生了明显细化, 这主要是由于B元素的添加起到了异质形核的作用, 这种细化组织有助于提高焊点力学性能 ^[2,3,4] 。说明所制备的中间合金具有良好的应用价值。

图10 钎料合金金相组织图

Fig.10 Metallographic microstructure of solder alloys

(a) SAC105; (b) SAC105-0.02B

3 结论

1. 通过对机械合金化中的参数进行优化制备了新型Sn-1.0Ag-0.5Cu高B中间合金, 粉末粒度与微观组织演变符合机械合金化规律, 性能良好。球磨过程中, B一部分发生了过饱和固溶, 一部分细小弥散分布于合金基体之中, 随球磨时间的延长合金化程度明显。

2. 实验表明, SAC105含B合金的形成机制为: 宏观上“冷焊—断裂”协同与竞争机制, 以及微观上位错引起的细晶强化和动态再结晶综合作用的结果。球磨初期, 形成两种粉的复合颗粒, 粉体表面萌生裂纹。随球磨时间增加, 宏观上, B被逐渐包覆于SAC105粉体之中, 粉体之间的碰撞伴有新鲜表面的产生与团簇颗粒的减小, 这为B的扩散提供了条件; 微观上, B不断扩散至SAC105基体晶格中, 引起晶格畸变, 并最终形成过饱和固溶体。在此过程中, 粉体形状随球磨时间延长有趋向等轴的趋势, 晶粒得到了显著细化, 基体中B含量不断上升。显微硬度测试与晶粒大小呈负相关, 佐证了合金化过程中的组织演变规律。随球磨时间增加, 合金化程度不断增高。从加工硬化程度, 晶粒细化角度分析, 球磨48 h是一个临界值。

3. 利用所制备的中间合金配比含微量B的钎料合金, 发现钎料组织得到了细化。说明该方法制得的中间合金具有良好的应用价值。